材料科学基础ppt课件

1、第七章 二元系相图及其合金的凝固 制造人:李凌锋 080207022 ; 7.3.3包晶相图及其合金凝固 1.包晶相图 2.包晶合金的凝固及其平衡组织 3.包晶合金的非平衡凝固 7.3.4溶混间隙相图与调幅分解 ; 组成包晶相图的两组元，在液态可无限互溶， 而在固态只能部分互溶。在二元相图中， 包晶转变就是已结晶的固相与剩余液相反 响构成另一固相的恒温转变。具有包晶转 变的二元合金有Fe-C，Cu-Zn，Ag-Sn，Ag- Pt等。 包晶转变定义： ; 图中ACB是液相线，AD，PB是固相线，DE是Ag在Pt为基的固溶体的 溶解度曲线，PF是Pt在Ag为基的固溶体的溶解度曲线。程度线DPC是包

2、晶转 变线，成分在DC范围内的合金在该温度都将发生包晶转变： LC+D P 包晶反响是恒温转变，图中P点称为包晶点 ; .wAg为42.4%的Pt-Ag合金合金 由图7.30可知，合金自高温液态冷至t1温度时与液相线相交， 开场结晶出初生相。在继续冷却的过程中，固相量逐渐 增多，液相量不断减少，相和液相的成分分别沿固相线AD 和液相线AC变化。当温度降至包晶反响温度1186时，合金 中初生相的成分到达D点，液相成分到达C点。 开场反响时的 两相得相对含 量由杠杆法那 么求得 WL=DP/DC100%= 包晶转变终了后，液相和相反响正好全部转变成 固体。 随着温度继续下降，由于Pt在相中的溶解度

3、随温度的降低而沿PF线减小，因此将不断 从固溶体中析出。于是该合金的室温平衡组织为+，凝固过程如图7.31所 示。 ; 在大多数情况下，由包晶反响所构成的 相倾向于依靠相得外表形核，以降低形 核功，并耗费液相和相而生长。当相 被新生的相包围以后，相就不能直接 与液相接触。由图7.30可知，液相中的Ag 含量较相高，而相得Ag含量又比相 高，因此，液相中Ag原子不断经过相向 相扩撒，这一过程示于图7.32中。这样， 一样时向液相和相方向生长，直至把 液相和相全部吞食为止。由于相是包 围初生相，并使之与液相隔开的方式下 生长的，故称之为包晶反响。 也有少数情况，比如-间外表能很大，或过冷度较大，相

4、能 够不依赖初生相形核，而是在液相中直接形核，并在生长过程 中，液相三者一直相互接触，以致经过和液相的直接反 响来生成相。显然，这种方式的包晶反响速度比上述方式快得 多。 ; b.42.4%wAg 66.3%的Pt-Ag合金合金 室温平衡组织 为:+ 合金缓慢冷至包晶转变前的结晶过程与上述包晶成分合金一样，由于合金中的液相 的相对量大于包晶转变所需的相对量，所以包晶转变后，剩余的液相在继续冷却过程中， 将按匀晶转变的方式继续结晶出相，其相对成分沿CB液相线变化，而相的成分沿PB 线变化，直至t3温度全部凝固终了，相成分为原合金成分。在t3至t4温度之间，单相 无任何变化。在t4温度以下，随着温

5、度下降，将从相中不断析出。 ; c.10.5%wAg 42.4%的pt-Ag合金合金 室温平衡组织为： + + 合金在包晶反响前的结晶情况与上述情况类似。包晶转变 前合金中的相的相对量大于包晶反响所需的量，所以在包 晶反响后，除了新构成的相外，还有剩余的相存在。包 晶温度下，相中将析出，相中析出。 ; THERE.包晶合金的非平衡凝固 如前所述，包晶转变的产物相包围着初生相，使液相与相隔 开，阻止了液相和相中的原子之间直接地相互扩撒，而必需经过 相，这就导致了包晶转变的速度往往是极缓慢的，显然，影响包 晶转变能否继续完成的主要矛盾是所构成新相内的分散速度。 实践消费中的冷速较快，包晶 反响所依

6、赖的固体中原子分散 往往不能充分进展，导致包晶 反响的不完全性，即在低于包 晶温度下，将同时存在参与转 变的液相和相，其中液相在 继续冷却过程中可以直接结晶 出相或参与其他反响，而 相仍保管在相得芯部，构成 包晶反响的非平衡组织。 ; wCu为35%的Sn-Cu合金冷却到415时发生L+的包晶转变，如 图7.35a所示，剩余的液相冷却227又发生共晶转变，所以最终的 平衡组织为+Sn。而实践的非平衡组织见图7.35b却保 管相当数量的初生相灰色，包围它的是相白色，而外面那 么是黑色的共晶组织。 ; 另外，某些原来不发生包 晶反响的合金，如图7.36 中的合金，在快冷条件 下，由于初生相凝固时

7、存在枝晶偏析而使剩余的 液相和相发生包晶反响， 所以出现了某些平衡形状 下不应出现的相 应该指出，上述包晶反响不完全性主要与新相包围相的生长方式有关。 因此，当某些合金如Al-Mn的包晶相单独在液相中形核和长大时，其包晶 转变可迅速完成。包晶反响的不完全特性，特别容易在那些包晶转变温度较 低或原子分散速率小的合金中出项。 与非平衡共晶组织一样，包晶转变产生的非平衡组织可以经过分散退火 消除。 ; 在不少的二元合金相图中有溶混间隙miscibility gap，如Cu-Pb， Cu-Ni，Cu-Mn和二元陶瓷合金中的Ni-CoO，SiO2-Al2O3等。图7.10f 中的溶混间隙显示了两种液相不

8、相混溶性。溶混间隙也可出如今某一单 相固溶区内，表示该单相固溶区在溶混间隙内将分解为成为不同而构造 一样的二相。总之，溶混间隙转变可写成LL1+L2，或1+2，后 者在转变为二相中，其转变方式可有两种：一种是通常的形核长大方式， 需求抑制形核能垒；另一种是经过没有形核阶段的不稳定分解，称为调 幅分解spinodal decomposition。 ; 在相图热力学一节中，已阐明了组元相互作用参数的物理意义，其中当0， 表示A，B组元倾向于分别聚集，构成偏聚形状。在0时的自在能-成分曲线中 有两个极小值和两个拐点。在两个拐点之间的成分范围内，d2G/dx20，即G为正值。恣 意小的成分起伏 x，都使体系自在能增高，这阐明了在拐点迹线以外 的溶混间隙区内的母相要分别成成分不同的